(57)【要約】【目的】改善された低サイクルの曲げ疲労強度を有するとともに、高サイクルの疲労強度にも優れ、良好なろう付け性と耐食性をそなえたアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材を提供する。【構成】Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる芯材と、芯材の一方の面に、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｚｎ：０．５〜５％を含有し、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる内皮材をクラッドし、芯材の他方面に、Ｓｉ：６〜１２％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるろう材をクラッドした３層のクラッド材であって、ろう付け加熱後の芯材の硬度が５０Ｈｖ以上、内皮材の硬度が５０Ｈｖ以上であり、内皮材と芯材の硬度の比（内皮材硬度／芯材硬度）が１．０未満であることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．３〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる芯材と、芯材の一方の面に、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｚｎ：０．５〜５％を含有し、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる内皮材をクラッドし、芯材の他方面に、Ｓｉ：６〜１２％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるろう材をクラッドした３層のクラッド材であって、ろう付け加熱後の芯材の硬度が５０Ｈｖ以上、内皮材の硬度が５０Ｈｖ以上であり、内皮材と芯材の硬度の比（内皮材硬度／芯材硬度）が１．０未満であることを特徴とするアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材。
【請求項２】
前記芯材がＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材。
【請求項３】
前記内皮材がＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載のアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材。
【請求項４】
前記クラッド材において、ろう付け前の芯材の組織が繊維状であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材。
【請求項５】
前記請求項１〜４のいずれかに記載の熱交換器の溶接チューブ用クラッド材を、熱間クラッド圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延することにより製造する方法であって、中間焼鈍を２００〜３２０℃の温度で０．５〜５時間行い、中間焼鈍後の冷間圧延を５〜２０％の冷間加工度で行うことを特徴とするアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材の製造方法。
【請求項６】
前記請求項１〜４のいずれかに記載の熱交換器の溶接チューブ用クラッド材を、熱間クラッド圧延、冷間圧延、最終焼鈍することにより製造する方法であって、最終焼鈍を２００〜３２０℃の温度で０．５〜５時間行うことを特徴とするアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、とくに、不活性ガス雰囲気中でのフッ化物系フラックスを用いたろう付けにより接合されるエバポレータ、コンデンサ、ラジエータやヒータコアなどの自動車用アルミニウム合金製熱交換器のチューブ材の製造において好適に用いられるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用熱交換器、例えばラジエータやヒータコアといったエンジンの冷却水を放熱するための熱交換器は、内面が作動流体（冷媒）の通路となり、外面に熱を空気中に放散させるためのフィンを有する偏平状のチューブが並列に複数積層されて構成されており、チューブの両端には作動流体を集配合するためのタンクが設置されている。このタンクはチューブの差込孔の開いたヘッダープレートとそれに対向する樹脂容器で構成されているが、全てアルミニウム材で構成されているものもある。
【０００３】
前記チューブは、ＪＩＳ Ａ３００３などのＡｌ−Ｍｎ系合金を芯材とし、芯材の片面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドし、他方の面にＡｌ−Ｚｎ系合金またはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の犠牲陽極材をクラッドした３層構造のアルミニウム合金クラッド材を偏平形状に成形したものが用いられている。クラッド材のＡｌ−Ｓｉ系ろう材は、アルミニウム合金製熱交換器を製作するとき、チューブとフィンとの接合、チューブとヘッダープレートとの接合、またはクラッド板からろう付けによりチューブを製造する場合のろう付け接合のためにクラッドされており、ろう付には、最近では一般にフッ化物フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付けが適用される。また、犠牲陽極材は、たとえばチューブの内面側に使用され、作動流体と接して犠牲陽極作用を発揮し、芯材の孔食や隙間腐食の発生を防止する。
【０００４】
各種熱交換器の製造において、従来は、図１に示すように、芯材３の一方の面に犠牲陽極材１、他方の面にろう材２をクラッドしてなるクラッド板を、犠牲陽極材１が流体通路側となるよう成形ロールなどによって曲成し、高周波溶接により溶接（溶接部Ｗ）して丸管とした後、さらに偏平形状に成形することによりチューブとし、これをヘッダープレートに組付けて一体ろう付けを行っている。また、高周波溶接を行わずに、チューブ材を成形ロールで略Ｂ型偏平チューブ形状に成形し、ろう付け加熱することによって偏平チューブの流体通路を形成する手法もある。これらの熱交換器用部材をろう付けする際、アルミニウム合金の表面に存在する酸化皮膜を除去するために、ふっ化物系フラックスが用いられている。
【０００５】
近年、自動車の軽量化の要請に伴い、自動車熱交換器においても省エネルギー、省資源の観点から構成材料の薄肉化が求められ、チューブ材についても高強度材を用いた薄肉化が進行している。前記のように、高周波溶接により偏平チューブを製造する場合には、チューブ材の内面となる犠牲陽極層に高濃度のＭｇを添加し、このＭｇがろう付け時に芯材中に拡散すると同時に外面であるろう材側からもＳｉが拡散し、Ｍｇ２Ｓｉを形成させることにより高強度の偏平チューブとすることができる。
【０００６】
一方、ろう付け加熱により偏平チューブ形状とする場合には、チューブ材の内面となる犠牲陽極側とチューブ材の外面となるろう材側が接合される必要がある。このため、内皮である犠牲陽極層に強度を向上するためにＭｇを添加するとＭｇとフラックスが反応してＭｇＦ２を生成してろう付け性が阻害され、ろう付け欠陥が生じるという問題がある。芯材にＭｇを添加すると、芯材からろう材へＭｇが拡散し、同様にＭｇがフラックスと反応してＭｇＦ２などの化合物を形成し、フラックスの機能が損なわれて、ろう付け欠陥が生じるという問題がある。このため、Ｍｇの添加量は０．５％以下に限定されており、ろう付け型の場合には、Ｍｇ添加による高強度化には限界があり、従って、ろう付け方式で偏平チューブを製造する手法においては、高強度のチューブとすることができなかった。
【０００７】
アルミニウム合金製熱交換器において、例えば、ラジエータが自動車に組みつけられ、エンジンを冷却する場合、特にチューブ内には、１００℃前後の高温の流体が通ることになり、エンジンが停止すると常温に戻る。すなわち、熱交換器内には、高温高圧の状態と常温低圧の状態が繰り返され、チューブにも繰り返し応力がかかることとなる。従って、チューブ材にはこの繰り返し応力に耐える疲労特性が要求される。
【０００８】
疲労特性は、静的な引張強度と関係していることが一般的に知られており、熱交換器用アルミニウム材料においても、材料の引張強度を高めるため、Ｃｕを添加した材料（特許文献１参照）、犠牲陽極材にＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ合金を用い、内皮材の硬度を芯材の硬度より高くした材料（特許文献２参照）、犠牲陽極材の再結晶粒径を犠牲陽極材の厚さ未満とした材料（特許文献３参照）、芯材と犠牲陽極材の界面近傍の析出物の分布を規定した材料（特許文献４参照）、犠牲陽極材にＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ合金を用い、犠牲陽極材のＸ線回折強度比を規定した材料（特許文献５参照）などが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平１０−５３８２７号公報
【特許文献２】特開平８−６０２８０号公報
【特許文献３】特開平１１-１００６２８号公報
【特許文献４】特開平９−９５７４９号公報
【特許文献５】特開２００６−２９１３１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
一般にアルミニウム合金の場合、静的な引張強度は、高サイクル（繰返し数１０７回程度）の疲労強度と正の相関を持つことが知られているが、低サイクル（繰返し数１０３程度）の疲労強度においては、引張強度との相関は明確ではなかった。従来、高サイクルの疲労強度を高めるため、すなわち静的な引張強度を高めるために、芯材や内皮材にＭｇを添加することにより、チューブ全体としての引張強度が向上し、それに相関して高サイクルの疲労強度も向上していた。芯材に多量のＭｇを添加すると、ろう付け中に表面に拡散してきたＭｇとフラックスが反応してろう付け性を低下させるため、芯材のＭｇ添加量は極力抑え、内皮材に多量のＭｇを添加する例が多かった。
【００１１】
しかしながら、内皮材に多くのＭｇを添加すると内皮材の強度が芯材より高くなって、チューブ表裏での強度差が発生し、このような材料を熱交換器用チューブとして使用した場合、ラジエータとして稼動している間の高温高圧状態と停止中の常温常圧状態の繰り返しで発生する塑性変形を生じるような曲げ応力が負荷された場合、すなわち低サイクルの曲げ応力が負荷された状態においては、曲げ変形の中立線が板厚中心から内皮側に偏り、その結果、チューブ表裏の伸縮量に偏りを生じ、表面のろう材表面のひずみが大きくなり早期に亀裂を生じる。つまり、高サイクルの疲労強度を上げるために内皮材の強度を高くしすぎると逆に低サイクルの曲げ疲労強度が低下することとなる。
【００１２】
発明者らは、低サイクルの曲げ疲労強度を向上させるとともに、高サイクルの疲労強度も高めたアルミニウム合金製熱交換器の溶接偏平チューブを製造するためのクラッド材を得ることを目的として、芯材と内皮材の合金組成の組み合わせ、芯材と内皮材の硬度と、低サイクルの曲げ疲労強度との関連性について試験、検討を行った。本発明はその結果に基づいてなされたものであり、その目的は、改善された低サイクルの曲げ疲労強度を有するとともに、高サイクルの疲労強度にも優れ、良好なろう付け性と耐食性をそなえたアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記の目的を達成するための請求項１によるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材は、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる芯材と、芯材の一方の面に、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｚｎ：０．５〜５％を含有し、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる内皮材をクラッドし、芯材の他方面に、Ｓｉ：６〜１２％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるろう材をクラッドした３層のクラッド材であって、ろう付け加熱後の芯材の硬度が５０Ｈｖ以上、内皮材の硬度が５０Ｈｖ以上であり、内皮材と芯材の硬度の比（内皮材硬度／芯材硬度）が１．０未満であることを特徴とする。
【００１４】
請求項２によるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材は、請求項１において、前記芯材がＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％の１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１５】
請求項３によるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材は、請求項１または請求項２において、前記内皮材がＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１６】
請求項４によるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記クラッド材において、ろう付け前の芯材の組織が繊維状であることを特徴とする。
【００１７】
請求項５によるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材の製造方法は、前記請求項１〜４のいずれかに記載の熱交換器の溶接チューブ用クラッド材を、熱間クラッド圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延することにより製造する方法であって、中間焼鈍を２００〜３２０℃の温度で０．５〜５時間行い、中間焼鈍後の冷間圧延を５〜２０％の冷間加工度で行うことを特徴とする。
【００１８】
請求項６によるアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材の製造方法は、前記請求項１〜４のいずれかに記載の熱交換器の溶接チューブ用クラッド材を、熱間クラッド圧延、冷間圧延、最終焼鈍することにより製造する方法であって、最終焼鈍を２００〜３２０℃の温度で０．５〜５時間行うことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、上記の構成により、チューブ全体の引張強度を高めることによって高サイクルの疲労強度が確保され、低サイクルの曲げ応力が負荷された場合にもチューブの変形のバランスが保持されて、良好な低サイクルの曲げ疲労強度を得ることができる。また、ろう付け前の芯材の組織を繊維状組織とすることにより、高周波溶接時に粒界に沿って進展し易い割れを防ぐことができ、良好な溶接造管性を確保することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】アルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブの構成を示す断面図である。
【図２】実施例で行われる低サイクル曲げ疲労試験の概略を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明のクラッド材の芯材および内皮材の合金成分の意義およびその限定理由について説明する。
（芯材）
Ｓｉは、ろう付け後の芯材強度を向上させるよう機能する。好ましい含有量は０．３〜１．２％の範囲であり、０．３％未満では強度不足の問題があり、１．２％を超えると融点が低下しろう付けが不可能になる。
【００２２】
Ｃｕは、ろう付け後の芯材強度を向上させるよう機能する。好ましい含有量は０．３〜１．０％の範囲であり、０．３％未満では強度不足の問題があり、１．０％を超えると融点が低下しろう付けが不可能になる。
【００２３】
Ｍｎは、ろう付け後の芯材強度を向上させるよう機能する。好ましい含有量は０．６〜１．８％の範囲であり、０．６％未満では強度不足の問題があり、１．８％を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。
【００２４】
Ｔｉは、芯材中で層状に分布し、腐食を横広がりにする。好ましい含有量は０．０５〜０．３％の範囲であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．３％を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。
【００２５】
Ｃｒ、Ｚｒは、ろう付け後の結晶粒径を粗大化し、ろう付け性を向上させるよう機能する。好ましい含有量は、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％の範囲であり、それぞれ下限未満ではその効果が小さく、上限を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。
【００２６】
Ｍｇは、ろう付けを阻害するため、０．０５％未満に制限する。０．０５％以上含有すると、フィン材とのろう付けが困難になる。
【００２７】
（内皮材）
Ｓｉは、ろう付け後の内皮強度を向上させるよう機能する。好ましい含有量は０．３〜１．２％の範囲であり、０．３％未満では強度不足の問題があり、１．２％を超えると融点が低下しろう付けが不可能になる。
【００２８】
Ｍｎは、ろう付け後の内皮強度を向上させるよう機能する。好ましい含有量は０．６〜１．８％の範囲であり、０．６％未満では強度不足の問題があり、１．８％を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。
【００２９】
Ｚｎは、ろう付け後の内皮材の電位を下げて犠牲陽極として作用するようにし、チューブの耐食性を向上させる。好ましい含有量は０．５〜５％の範囲であり、０．５％未満では芯材との電位差が不十分で耐食性が低下し、５％を超えると自己耐食性が低下して耐食性が低下する。
【００３０】
Ｃｒ、Ｚｒは、ろう付け後の結晶粒径を粗大化し、ろう付け性を向上させる。好ましい含有量は、それぞれＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％の範囲であり、それぞれ下限以下ではその効果が小さく、上限を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。
【００３１】
Ｔｉは、内皮材中で層状に分布し、腐食を横広がりにする。好ましい含有量は０．０１〜０．３％の範囲であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．３％を超えると鋳造時に粗大化合物を生じやすくなり、正常な板材の製造が困難になる。
【００３２】
Ｍｇは、ろう付け後の内皮材の硬度を増加させ、低サイクル曲げ疲労強度低下の原因となるから、０．０５％未満に制限する。
【００３３】
（ろう材）
クラッド材において、内皮材と反対面の芯材にクラッドするろう材としては、例えば、Ｓｉ：７〜１２％を含有する通常のＡｌ−Ｓｉ系ろう材を使用することができる。
【００３４】
（硬度）
ろう付け後における芯材の硬度は５０Ｈｖ以上とすることが必要である。５０Ｈｖ以下では、ろう付け後のチューブの静的強度が低下し、高サイクルの疲労強度が低下する。上限は特に規定しないが、高すぎると圧延や溶接時のロール成形が困難になるため、より好ましい範囲は５０Ｈｖ以上９０Ｈｖ以下である。
【００３５】
ろう付け後における内皮材の硬度は５０Ｈｖ以上とすることが必要である。５０Ｈｖ以下では、ろう付け後のチューブの静的強度が低下し、高サイクルの疲労強度が低下する。上限は特に規定しないが、高すぎると圧延や溶接時のロール成形が困難になるため、より好ましい範囲は５０Ｈｖ以上９０Ｈｖ以下である。
【００３６】
ろう付け後の芯材と内皮材の硬度の比（ろう付け後の内皮材硬度／ろう付け後の芯材硬度）は１．０未満とする。１．０以上になると、低サイクルの曲げ疲労強度が低下する。ろう付け後の内皮材の硬度が低すぎるとクラッド圧延が困難になるため、ろう付け後の芯材と内皮材の硬度の比は、０．５以上１．０未満とするのがより好ましい。なお、上記ろう付け後の芯材および内皮材の硬度、ろう付け後の芯材と内皮材の硬度の比は、芯材と内皮材の合金組成、クラッド材製造時の冷間圧延加工度、焼鈍条件の組合せを調整することにより得ることができる。
【００３７】
（クラッド材の製造）
本発明に係るアルミニウム合金製熱交換器の溶接チューブ用クラッド材の製造においては、前記の組成を有する芯材、内皮材およびろう材からなる３層のクラッド材を、熱間クラッド圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延することにより製造する方法（方法１）、熱間クラッド圧延、冷間圧延、最終焼鈍することにより製造する方法（方法２）が適用される。
【００３８】
方法１において、所定の厚さのクラッド材を得るために、熱間クラッド圧延後中間焼鈍前の冷間圧延加工度は、最終冷間圧延の加工度により調整される。中間焼鈍は、２００〜３２０℃の温度で０．５〜５時間行うのが望ましい。温度が２００℃未満では材料強度が高くなり過ぎ、造管時成形加工が困難になる。３２０℃を超えると、材料組織が再結晶化してしまうため、高周波溶接時に割れが結晶粒界に沿って進展し易くなり、溶接割れが発生し易い。
【００３９】
中間焼鈍後の冷間圧延は冷間圧延加工度を５〜２０％として行うことが望ましい。冷間圧延加工度が５％未満では加工度の制御が困難となり、２０％を超えると材料強度が高くなり過ぎ、造管時成形加工が困難になる。
【００４０】
熱間クラッド圧延後に冷間圧延を行い、造管時の成形加工に問題がなければ、中間焼鈍を省略して冷間圧延を行った後、最終焼鈍を行う工程を採用できる（方法２）。この場合の最終焼鈍は、２００〜３２０℃の温度で０．５〜５時間行うのが望ましい。温度が２００℃未満では材料強度が高くなり過ぎ、造管時成形加工が困難になる。３２０℃を超えると、材料組織が再結晶化してしまうため、高周波溶接時に割れが結晶粒界に沿って進展し易くなり、溶接割れが発生し易い。
【実施例】
【００４１】
実施例１
連続鋳造により、表１に示す組成を有する芯材用合金、表２に示す組成を有する内皮材用合金、およびＳｉ：１０％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるろう材用合金を造塊し、得られた鋳魂のうち、芯材用合金の鋳塊については、６００℃で１０時間の均質化処理を行った後、厚さ２４ｍｍに面削した。内皮材用合金の鋳塊については、６００℃で１０時間の均質化処理を行った。
【００４２】
内皮材用合金の鋳塊およびろう材用合金の鋳塊は、熱間圧延を施して３ｍｍの厚さとし、面削した芯材用合金の鋳塊、内皮材用合金の熱延板、ろう材用合金の熱延板を表３に示す組み合わせで重ね合わせて熱間圧延し、クラッド素材を得た。その後、冷間圧延を行い、表４に示す条件で中間焼鈍、冷間圧延、または、その後、冷間圧延を行い、表５に示す条件で最終焼鈍を行って、厚さ０．２５ｍｍの板（クラッド材、Ｈ１４）を得た。クラッド材の構成は、内皮材０．０２５ｍｍ、ろう材０．０２５ｍｍである。
【００４３】
【表１】
2010255015.tif 000002
【００４４】
【表２】
2010255015.tif 000003
【００４５】
【表３】
2010255015.tif 000004
【００４６】
【表４】
2010255015.tif 000005
【００４７】
【表５】
2010255015.tif 000006
【００４８】
得られたクラッド材のろう材面に、フッ化物フラックスを塗布し、窒素ガス中で６００℃で３分のろう付け加熱後、５０℃／分の冷却速度で冷却して試験材を作製し、試験材について以下の評価を行った。評価結果を表６に示す。
【００４９】
クラッド材の強度測定、および芯材および内皮材の硬度測定：
強度測定については、試験材からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片を採取し、常温でＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験を行い、引張強度を測定した。硬度測定については、試験材から測定試験片を採取して樹脂埋めし、断面を研磨した後ＪＩＳ  Ｚ２２４４に基づいて、ビッカース硬さを測定した。負荷した荷重は１０ｇとした。
【００５０】
低サイクル曲げ疲労試験：
試験材を切断後、端面を切削して５ｍｍ幅の短冊状の試験片を作製し、試験片について、図２に示す曲げ疲労試験機を用いて、歪振幅が１．６％になるように両振りの曲げ疲労試験を実施した。周波数は０．５Ｈｚで室温にて実施し、破断に至るまでのサイクル数を測定した。
【００５１】
高サイクル疲労試験：
試験材を幅５０ｍｍに切断後、端面にＲ＝７０ｍｍのへこみを形成した試験片を作製し、試験片について、応力比（最小応力／最大応力）Ｒ＝０．１の条件で油圧サーボ式軸力疲労試験機を用いて疲労試験を実施した。破断回数が１０３〜１０７回となる様に最大応力を設定し、破断回数と最大応力をプロットした図から１０７回における疲労強度を求め、１０７回における疲労強度が４７ＭＰａ以上であるものを良好とした。
【００５２】
内面の腐食試験：
試験材のろう材側および端部をマスキングして腐食液に浸漬し、８８℃で８時間、室温で１６時間の熱サイクルを６ヶ月間繰返し、試験後に光学顕微鏡を用いた焦点深度法により、発生した孔食の深さを測定して判定した。腐食液には粗悪水模擬液（Ｃｌ−：１９５ｐｐｍ、ＳＯ４２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍ）を用い、ｐＨ３〜７の弱酸性で行った。貫通腐食の有無で判断した。
【００５３】
ろう付け性試験：
ろう付け性試験は、クラッド材とフィンとのろう付け性を調査することにより行った。ろう付け性の調査は、Ｍｎ：１．６％、Ｃｕ：０．３％、Ｚｎ：１．０％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金のフィン(厚さ０．０８ｍｍ)をコルゲート成形し、二枚のクラッド材のろう材側にフッ化物フラックスを５ｇ／ｍ２塗布して挟み、ミニコアを組み立てた。これを、窒素ガス中で６００℃（材料温度）に３分間加熱保持してろう付けした。その後、フィンとクラッド材とのろう付け状態を断面観察により調査した。
【００５４】
【表６】
2010255015.tif 000007
【００５５】
表６に示すように、本発明に従う試験材１〜２９はいずれも、優れた高サイクルの疲労強度と低サイクルの疲労強度を有し、良好なろう付け性と耐食性をそなえていた。
【００５６】
比較例１
連続鋳造により、表７に示す組成を有する芯材用合金、表８に示す組成を有する内皮材用合金、およびＳｉ：１０％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるろう材用合金を造塊し、得られた鋳魂のうち、芯材用合金の鋳塊については、６００℃で１０時間の均質化処理を行った後、厚さ２４ｍｍに面削した。内皮材用合金の鋳塊については、６００℃で１０時間の均質化処理を行った。
【００５７】
内皮材用合金の鋳塊およびろう材用合金の鋳塊は、熱間圧延を施して３ｍｍの厚さとし、面削した芯材用合金の鋳塊、内皮材用合金の熱延板、ろう材用合金の熱延板を表９に示す組み合わせで重ね合わせて熱間圧延し、クラッド素材を得た。その後、冷間圧延を行い、表１０に示す条件で中間焼鈍、冷間圧延を行って、厚さ０．２５ｍｍの板（クラッド材、Ｈ１４）を得た。クラッド材の構成は、内皮材０．０２５ｍｍ、ろう材０．０２５ｍｍである。なお、表７、８、１０において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００５８】
【表７】
2010255015.tif 000008
【００５９】
【表８】
2010255015.tif 000009
【００６０】
【表９】
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【００６１】
【表１０】
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【００６２】
得られたクラッド材のろう材面に、フッ化物フラックスを塗布し、窒素ガス中で６００℃で３分のろう付け加熱後、５０℃／分の冷却速度で冷却して試験材を作製し、試験材について、実施例１と同じ方法で評価を行った。評価結果を表１１に示す。
【００６３】
【表１１】
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【００６４】
表１１に示すように、試験材１０１は芯材のＳｉ量が少ないため、ろう付け加熱後のクラッド材の強度が低く、また、芯材の硬度も低く、高サイクル疲労強度および低サイクル疲労強度が劣っていた。試験材１０２は芯材のＳｉ量が多いため、融点が下がりクラッド材の製造ができなかった。試験材１０３は芯材のＣｕ量が少ないため、ろう付け加熱後のクラッド材の強度が低く、また、芯材の硬度も低く、高サイクル疲労強度および低サイクル疲労強度が劣っていた。試験材１０４は芯材のＣｕ量が多いため、融点が下がりクラッド材の製造ができなかった。
【００６５】
試験材１０５は芯材のＭｎ量が少ないため、ろう付け加熱後のクラッド材の強度が低く、また、芯材の硬度も低く、高サイクル疲労強度および低サイクル疲労強度が劣っていた。試験材１０６は芯材のＭｎ量が多いため、融点が下がりクラッド材の製造ができなかった。試験材１０７、試験材１０８は、それぞれ芯材のＣｒ量、Ｚｎ量が多いため、粗大化合物が生じ、クラッド材の製造ができなかった。
【００６６】
試験材１０９は芯材のＴｉを含有していないため耐食性が劣っていた。試験材１１０は芯材のＴｉ量が多いため、粗大化合物が生じ、クラッド材の製造ができなかった。試験材１１１は芯材のＭｇ量が多いため、ろう付け性が劣っていた。試験材１１２は内皮材のＳｉ量が少ないため、ろう付け加熱後のクラッド材の強度が低く、高サイクル疲労強度が劣っていた。試験材１１３は内皮材のＳｉ量が多いため、融点が下がりクラッド材の製造ができなかった。
【００６７】
試験材１１４は内皮材のＭｎ量が少ないため、ろう付け加熱後のクラッド材の強度が低く、高サイクル疲労強度が劣っていた。試験材１１５は内皮材のＭｎ量が多いため、融点が下がりクラッド材の製造ができなかった。試験材１１６は内皮材がＺｎを含有しないため、耐食性が劣っていた。試験材１１７は内皮材のＺｎ量が多いため、自己耐食性が低下して耐食性が劣っていた。
【００６８】
試験材１１８〜１２０、は、それぞれ内皮材のＣｒ量、Ｚｒ量、Ｔｉ量が多いため、いずれも粗大化合物が生じ、クラッド材の製造ができなかった。試験材１２１は内皮材のＭｇ量が多いため、ろう付け加熱後の内皮材の硬度が上がり、低サイクル疲労強度が低下した。試験材１２２はクラッド材製造時の中間焼鈍温度が高いため再結晶組織となり、溶接チューブの製造における高周波溶接時に結晶粒界に沿った割れが生じるおそれがあるものとなった。試験材１２３はクラッド材製造時の中間焼鈍温度が低いため、強度が高く、ろう付け加熱後の芯材と内皮材の硬度の比が１．０を超え、低サイクル疲労強度が劣っていた。また、溶接チューブの製造において、成形加工が困難なものとなった。
【符号の説明】
【００６９】
１  犠牲陽極材（内皮材）
２  ろう材
３  芯材
Ｗ  溶接部
【図１】
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【図２】
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